Ti60合金雙性能整體葉盤鍛造技術研究

孫二舉+李寧+孫朋朋+萬自永

摘 要：首先研究了Ti60合金雙性能整體葉盤縮比件鍛造技術，采用有限元數值模擬方法優化了模鍛成形過程坯料形狀，得到了具有明顯應變梯度的最優化坯料；通過縮比件驗證試驗對有限元模型進行修正，重新確定了滿足等軸組織和網籃組織雙重組織狀態的優化模鍛坯料應變梯度和鍛造工藝參數。采用縮比件試驗方法和結論，探索了全尺寸雙性能整體葉盤鍛造工藝。全尺寸雙性能整體葉盤試驗結果表明：整體葉盤低倍組織輪緣部分為模糊晶，輪心部分為清晰晶，高倍組織基本達到了雙重組織的要求。

關鍵詞：Ti60合金 數值模擬 雙性能 整體葉盤 最優化坯料

中圖分類號：TG316 文獻標識碼：A 文章編號：1674-098X（2014）10（b）-0040-02

鈦合金因其低密度、高強度、耐熱性好等特點[1]，是航空發動機中的關鍵結構材料。Ti60合金是我國自主研發的高溫鈦合金，工作溫度可達600℃，是在TA12合金的基礎上，適當增加Al、Sn、Si的含量并添加了Nb元素，進一步提高高溫強度和蠕變性能。目前，采用Ti60合金研制的風扇盤、高壓壓氣機盤、低壓渦輪葉片和導彈翼面已通過試車考核。

為滿足以F119、F120、EJ200為標志的第4代戰斗機用發動機以及未來高推重比新概念發動機的性能要求，關鍵是提高發動機的推重比。整體葉盤因其結構優勢成為提高飛機發動機推重比的重要措施[2]。整體葉盤的工作條件相當惡劣，葉盤的葉片部分需要承受更高的溫度和離心力，而葉盤的輪盤部分則要更承受復雜的應力。雙性能整體葉盤能夠使葉盤的不同部位呈現不同的組織狀態和使用性能，避免了常規均質盤為了兼顧葉盤和輪盤的性能而進行的折衷，使材料本身的性能潛力得到了充分發揮。600℃高溫鈦合金雙性能整體葉盤既具有結構方面減重的突出技術優勢又能充分發揮高溫鈦合金的材料優勢，是一個極具發展前景的研究方向。

對于鈦合金雙性能整體葉盤，為了滿足使用性能的要求，葉盤的葉片部分組織狀態為等軸組織，輪盤部分組織狀態為網籃組織[3]。姚澤坤等人采用鍛造方法已對TC11鈦合金雙組織-雙性能盤進行了深入研究[4]，證明了實現雙重組織性能的可行性。由于Ti60合金化程度高，加工窗口狹窄，鍛件的組織性能對熱加工過程十分敏感，因此，本文采用有限元數值模擬和試驗驗證相結合的方法，研究Ti60合金雙性能整體葉盤的鍛造技術。

1 縮比件鍛造技術

該文所用Ti60合金相變點為1050℃。由文獻[5]可知變形溫度在相變點以上時，Ti60合金的組織為網籃組織；變形溫度在相變點以下時，Ti60合金的組織為等軸組織。變形程度大于60%時，網籃組織發生球化轉變，轉化為等軸組織。因此可制定以下試驗方案：整個成形過程分為二次進行，制坯變形溫度1080℃，使坯料在相變點以上30℃適度變形，得到網籃組織；模鍛變形溫度1010℃，通過合理的坯料設計使坯料邊緣部分大變形區等效應變大于1、中心部分小變形區等效應變小于0.3，使邊緣處變形量足夠大以獲得良好的破碎晶粒和α相球化效果，又使中心處保留了制坯的網籃組織狀態；之后在兩相區退火處理，使縮比件各部分組織穩定。

該文采用1∶5的縮比件驗證上述工藝設計。為了簡化模具加工，采用平板鐓粗的方式進行試驗。

1.1 有限元模型建立

運用CAD實體建模軟件UG完成坯料和上下模具的造型，引入到DEFORM2D，通過設置參數生成有限元計算模型。

成形過程中，上下模具只與工件發生熱交換，不產生變形，因而模具可視為剛性體。工件為剛塑性體。模擬計算所需要參數值見表1。工件材料為Ti60合金，熱導率和比熱容分別為18.85W/（m℃）和900J/（kg℃）[6]，采用文獻[7]建立的本構方程。模具材料為K403鑄造高溫合金。制坯坯料尺寸為Φ63×88 mm，制坯變形量為40%；模鍛坯料需在預制坯基礎上經適當的機械加工制成。上模運動速度為2 mm/s。

由于制坯階段為平板鐓粗，成形過程簡單，該文不做詳細分析。根據上述條件，建立了縮比件模鍛成形過程有限元模型。圖1所示為等效應變分布圖。從圖中可以看出，坯料成形完整，無折疊、缺肉等缺陷產生。坯料等效應變梯度分布明顯，中心部分小變形區等效應變小于0.3，邊緣部分大變形區等效應變基本大于1，變形過渡區等效應變呈弧形分布。

成形過程為近等溫成形，且上模具運動速度較低，坯料變形生熱和與模具接觸傳熱對坯料整體溫度變化影響不大。

1.2 縮比件驗證試驗

根據有限元模擬結果進行試驗驗證。試驗工藝參數采用模擬參數，模鍛成形坯料采用有限元模擬結果確定的最優化坯料。

圖2所示為熱處理后縮比件半子午面低倍組織，圖中（a）、（b）、（c）處為大變形區，（d）處為變形過渡區，（e）、（f）處為小變形區。從圖中可以看出，邊緣大變形區為模糊晶，中心小變形區為清晰晶，低倍組織達到雙重組織的要求。

圖3所示（b）、（d）、（e）點對應位置高倍組織。從圖中可以看出，其中點（b）初生α相形態為圓棒和長條狀兩種，相含量較多，為典型的等軸組織；點（e）微觀組織為典型的網籃組織，原始β晶粒內分布著發達的片層α相，β晶界已被破碎，α相尺寸較大。點（b）變形量較大，制坯成形后的片狀α相在模鍛成形時基本上被壓碎，未被壓碎的粗大晶粒則存儲較大的畸變能，熱處理過程中這些變形畸變能使晶粒發生再結晶，得到較細小的等軸α相，因此這2點的晶粒基本上為等軸組織。點（e）在模鍛成形時沒有發生變形，未發生晶粒細化的作用，該點的組織保持了制坯的組織狀態，并在后續熱處理時晶粒長大，片狀α相尺寸較大。

點（d）處于變形過渡區，模鍛成行時，變形量較（b）點小，畸變能和形核率較低，導致α相尺寸相對較大，α相形狀更不規則。不難看出，適當增加模鍛成形時的變形量，可以提高組織的均勻性。從有限元模擬結果可以看出，此處等效應變值大概是0.7。因此可以認為，在模鍛成形時，等效應變大于等于0.7時，變形可提高足夠的畸變能，熱處理后，材料的組織狀態為等軸組織。

1.3 有限元模型修正

根據試驗成型過程和組織分析結果，對有限元模型進行修正[5]。修正后的有限元模型為：摩擦因子為0.25，其他參數不變；應變梯度為大變形區大于等于0.7，小變形區等效應變小與0.3，變形過渡區等效應變適中。

2 全尺寸盤試驗

采用縮比件模鍛坯料的優化方法，確定全尺寸盤模鍛成形坯料，圖4所示為全尺寸盤模鍛件。從圖中可以看出，鍛件成形良好，模具填充完整。

圖5所示為鍛件熱處理后的低倍組織。圖中顯示的為鍛件半子午面，即圖左側為輪轂，右側為輪緣。從圖5可以看出，鍛件輪轂和腹板位置為清晰晶，輪緣為模糊晶。

圖6所示為鍛件高倍組織，其中（a）為大變形區，（b）為變形過渡區，（c）為小變形區。圖（a）組織由等軸、片狀α相與β轉變組織組成。圖（c）組織由大量片狀α相和β轉變組織組成，β晶界已經破碎，片狀α相尺寸較大，這是因為模鍛成形后輪腹位置基本無變形，仍然保留了制坯的組織狀態。圖（b）組織狀態為圖（a）和圖（c）的過渡狀態。圖（a）輪緣外緣；（b）輪緣部分中心位置；（c）過渡區；（d）輪腹位置。

3 結論

（1）對縮比件模鍛成形過程進行了數值模擬，優化了得到合適應變梯度的坯料形狀。通過縮比件試驗結果修正了得到雙重組織狀態的應變梯度，應變梯度值為大變形區等效應變大于0.7，小變形區等效應變小于0.3，過渡區等效應變適中。

（2）全尺寸盤低倍組織大變形區為模糊晶，小變形區為清晰晶；高倍組織基本符合雙重組織的要求。

參考文獻

[1] CAI Jian-Ming， et al. Research and development of 600℃ high temperature titanium alloys for aeroengine（航空發動機用600℃高溫鈦合金的研究與發展）[J].Materials Review，2005，19（1）：50-53.）

[2] Huang Chun-Feng.Modern aeroengine interal blisk and its manufacturing technology（現代航空發動機整體葉盤及其制造技術） [J].Aeronautical Manufacturing Technology，2006（4）：94-100.

[3] Hui Song-Xiao，et al.Progress of research on thermal stability of high-temperature titanium alloysⅠ.Metallurgical Stability（高溫鈦合金熱穩定性研究進展）-Ⅰ.組織穩定性）[J].Chinese Journal of Rare Metals，1999，23（2）：125-130.

[4] Yao Ze-Kun，et al.Forging mechanism of two phase Ti alloy compressor disc with dual property（雙性能鈦合金壓氣機盤的成形機理）[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2000，10（3）： 378-382.

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[6] QI De-Xin，et al.Analysis of Machining Features of BT20 Titanium Alloys（BT20鈦合金切削加工性淺析）[J].Mechanical Engineer， 2002，10：28-30.

[7] SunEr-ju，et al.Constitutive Equations for Hot Deformation of Ti60HighTemperature Titanium Alloy（熱加工條件下Ti60高溫鈦合金的本構關系）[J].Journal of Aeronautical Materials，2012， 32（3）：40-45.

1.3 有限元模型修正

根據試驗成型過程和組織分析結果，對有限元模型進行修正[5]。修正后的有限元模型為：摩擦因子為0.25，其他參數不變；應變梯度為大變形區大于等于0.7，小變形區等效應變小與0.3，變形過渡區等效應變適中。

2 全尺寸盤試驗

采用縮比件模鍛坯料的優化方法，確定全尺寸盤模鍛成形坯料，圖4所示為全尺寸盤模鍛件。從圖中可以看出，鍛件成形良好，模具填充完整。

圖5所示為鍛件熱處理后的低倍組織。圖中顯示的為鍛件半子午面，即圖左側為輪轂，右側為輪緣。從圖5可以看出，鍛件輪轂和腹板位置為清晰晶，輪緣為模糊晶。

圖6所示為鍛件高倍組織，其中（a）為大變形區，（b）為變形過渡區，（c）為小變形區。圖（a）組織由等軸、片狀α相與β轉變組織組成。圖（c）組織由大量片狀α相和β轉變組織組成，β晶界已經破碎，片狀α相尺寸較大，這是因為模鍛成形后輪腹位置基本無變形，仍然保留了制坯的組織狀態。圖（b）組織狀態為圖（a）和圖（c）的過渡狀態。圖（a）輪緣外緣；（b）輪緣部分中心位置；（c）過渡區；（d）輪腹位置。

3 結論

（1）對縮比件模鍛成形過程進行了數值模擬，優化了得到合適應變梯度的坯料形狀。通過縮比件試驗結果修正了得到雙重組織狀態的應變梯度，應變梯度值為大變形區等效應變大于0.7，小變形區等效應變小于0.3，過渡區等效應變適中。

（2）全尺寸盤低倍組織大變形區為模糊晶，小變形區為清晰晶；高倍組織基本符合雙重組織的要求。

參考文獻

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1.3 有限元模型修正

根據試驗成型過程和組織分析結果，對有限元模型進行修正[5]。修正后的有限元模型為：摩擦因子為0.25，其他參數不變；應變梯度為大變形區大于等于0.7，小變形區等效應變小與0.3，變形過渡區等效應變適中。

2 全尺寸盤試驗

采用縮比件模鍛坯料的優化方法，確定全尺寸盤模鍛成形坯料，圖4所示為全尺寸盤模鍛件。從圖中可以看出，鍛件成形良好，模具填充完整。

圖5所示為鍛件熱處理后的低倍組織。圖中顯示的為鍛件半子午面，即圖左側為輪轂，右側為輪緣。從圖5可以看出，鍛件輪轂和腹板位置為清晰晶，輪緣為模糊晶。

圖6所示為鍛件高倍組織，其中（a）為大變形區，（b）為變形過渡區，（c）為小變形區。圖（a）組織由等軸、片狀α相與β轉變組織組成。圖（c）組織由大量片狀α相和β轉變組織組成，β晶界已經破碎，片狀α相尺寸較大，這是因為模鍛成形后輪腹位置基本無變形，仍然保留了制坯的組織狀態。圖（b）組織狀態為圖（a）和圖（c）的過渡狀態。圖（a）輪緣外緣；（b）輪緣部分中心位置；（c）過渡區；（d）輪腹位置。

3 結論

（1）對縮比件模鍛成形過程進行了數值模擬，優化了得到合適應變梯度的坯料形狀。通過縮比件試驗結果修正了得到雙重組織狀態的應變梯度，應變梯度值為大變形區等效應變大于0.7，小變形區等效應變小于0.3，過渡區等效應變適中。

（2）全尺寸盤低倍組織大變形區為模糊晶，小變形區為清晰晶；高倍組織基本符合雙重組織的要求。

參考文獻

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[4] Yao Ze-Kun，et al.Forging mechanism of two phase Ti alloy compressor disc with dual property（雙性能鈦合金壓氣機盤的成形機理）[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2000，10（3）： 378-382.

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[7] SunEr-ju，et al.Constitutive Equations for Hot Deformation of Ti60HighTemperature Titanium Alloy（熱加工條件下Ti60高溫鈦合金的本構關系）[J].Journal of Aeronautical Materials，2012， 32（3）：40-45.